Файл: Шведов Л.И. Хромоникельалюминиевая жаростойкая сталь.pdf

женпем температуры смещаются в сторону меньших ко­

При температуре 1050°С имеется только один перегиб, так как феррит и р'-фаза выделяются вместе. При 950 °С второй прегпб выражен неярко, но он намечается при 3,5% алюминия. Начало образования феррита при 850 °С соответствует примерно 3%, а при 750 °С — 2,7% алю­ миния. На рис. 16 (//) показано влияние алюминия на изменение параметра кристаллической решетки аусте­ нита стали с 0,35% углерода, 13% никеля и 17% хрома в зависимости от температуры закалки. Увеличение ко-

Рис. 16. Влияние алюминия на свойства хромоникелевой стали с электросопротивление; в — твердость НВ;

58

личества углерода в стали от 0,2 до 0,35% не оказывает существенного влияния на величину параметра решетки аустенита, так как уже при 0,2% твердый раствор пере­ сыщен им при температуре ниже 1050°С. Но углерод рас­ ширяет аустенитную область в интервале высоких темпе­ ратур. Предел растворимости алюминия в аустените

ствующий началу образования феррита. Он наблю­ дается при 3% алюминия и более. Образование феррита сопровождается ростом параметра решетки аустенита. Данные рентгеноструктурного анализа достаточно хоро­ шо согласуются с результатами микроструктурного ана­ лиза. Более точное совпадение имеет место для высоких температур. При пониженных температурах с помощью

59

рентгеновского метода отмечается начальное появление в структуре сплавов р'-фазы н феррита при несколько меньших концентрациях алюминия, чем при использова­ нии металлографического метода.

Измерение электросопротивления производилось на мосте постоянного тока типа МТВ по четырехточечной схеме двойного моста при помощи гальванометра ГЗП-47 с постоянной но току 7,8-10"8 Л/дел. Использо­ вались цилиндрические литые образцы диаметром 2,8 мм, изготовленные методом вакуумного всасывания жидкого металла в фарфоровые трубки. Они проходили гомоге­ низацию при температуре 1150 °С в течение 100 ч в ва­ кууме, отжиг с понижением температуры до 1050, 950 и 850 °С С последующей закалкой в воде. По полученным результатам были построены графики зависимости элек­ тросопротивления образцов, закаленных при различных температурах, от содержания алюминия в стали. Они представлены на рис. 16, б для сплавов с 0,2 и 0,35% углерода. На этих графиках отмечается значительное возрастание электросопротивления стали с увеличением концентрации алюминия. Перегибы на кривых в сторону уменьшения электросопротивления соответствуют преде­ лу насыщения аустенита алюминием и выпадению р'- фазы, а в сторону увеличения — образованию феррита. Полученные кривые согласуются с данными измерения параметра решетки.

Изучение твердости сплавов в зависимости от содер­ жания алюминия проводилось на тех же образцах, из которых изготовлялись шлифы для изучения микро­ структуры. Твердость замерялась на приборе Брпнелля шариком 0 5 мм при нагрузке 750 кг п времени 30 с.

Результаты измерения твердости представлены на рис. 16, в. Кривые, изображенные на графике, показыва­ ют, что твердость стали с 0,2% углерода начинает воз­ растать при увеличении количества алюминия более 2,15%. Несколько больший подъем вначале имеет кри­ вая образцов, закаленных при 750 °С. Этот подъем объ­ ясняется, видимо, выделением фазы р' из аустенита. Рас­ творимость алюминия при более низких температурах меньше, поэтому подъем кривой при 750 °С начинается раньше и идет вначале круче. Мнкротвердость аустенита и феррита, закаленных при 750 °С, начинает резко по­ вышаться при увеличении в стали алюминия от 3 до

60

5%. Это оказывает также влияние и па повышение об­ щей твердости стали.

Данные изменения твердости сплавов с 0,35% угле­ рода приведены на рис, 16 (II). Твердость сплавов при 750 и 850 °С начинает повышаться при содержании алю­ миния более 3%', что связано с выпадением (Т-фазы и по­ вышением микрогвердости аустенита. С увеличением ко­ личества алюминия вначале идет резкое повышение твер­ дости, особенно при 750°С, а затем после некоторого снижения кривые опять идут вверх. Резкое повышение общей твердости при 750 °С и 3—4,5% алюминия объ­ ясняется значительным увеличением микротвердости ау­ стенита при этих концентрациях алюминия. При более высоком содержании алюминия мнкротвердость аусте­ нита несколько снижается (кривая 1) п значительно уменьшается его доля в составе структуры за счет фер­ ритной составляющей, имеющей более низкую микро­ твердость (кривая 2).

По приведенным выше результатам исследований построены политермические разрезы железного угла

углерода 0,2 и 0,35% в пределах концентрации алюминия 0—8% и интервале температур 1150 —750 °С. Эти разре­ зы показаны на рнс. 17.

Как видно из рисунка, в разрезе сплавов с 0,2% угле­

ше 1150 °С показана также небольшая область а-твердого раствора, положение которой обосновано теоретически­ ми соображениями. В разрезе сплавов с 0,35% углерода по сравнению с 0,2% отсутствуют области а, у и (у+ а). В остальном фазовый состав и характер структурных изменений в них в зависимости от температуры и кон­ центрации алюминия такие же, как и в сплавах с 0,2% углерода. Двухфазная область (y-j-/C) с повышением температуры расширяется. Изменение содержания угле­ рода мало влияет на положение границы выпадения (З'-фазы. Образование последней происходит в резуль­ тате распада как аустенита, так и феррита. В сплавах с

61

0,35% углерода граница предельных концентрации алюминия, соответствующая началу образования фер­ рита при температуре 850 °С и выше, значительно сдви­ нута вправо, к более высоким содержаниям алюминия по сравнению со сплавами с 0,2% углерода. Еще более значительно сдвинута вправо граница существования аустенита. Эго указывает па то, что эффективность алю-

Рнс. 17. Политермические разрезы диаграммы состояния сплазон

F’e~ Cr~~Ni~- C—А1 с 0,2 (а) и 0,35% (б) углерода, 17% хрома, 13%

никеля it различным содержанием алюминия

миния как ферритообразователя с повышением содер­ жания углерода при высоких температурах в данных сплавах уменьшается. Последнее объясняется тем, что с повышением температуры увеличивается растворимость углерода в у-твердом растворе и его стабильность Из построенных разрезов видно, что концентрация алюми­

ния в аустенитных сталях исследованных составов не должна превышать 3—3,5%.

62

Г л а в а Ilf

СВОЙСТВА И ВЫПЛАВКА ЖАРОСТОЙКОЙ СТАЛИ ЗХ15Н13ЮЗ

Приведенные выше результаты исследования свойств

иструктуры показали возможность успешного примене­ ния в промышленности новой жаростойкой стали сле­ дующего химического состава: 0,15—0,40% углерода, до 0,8% кремния, до 1,0% марганца, 13,5—16,5% хрома, 12—14,5% никеля, 2,3—3,5% алюминия [61]. В связи с этим на Минском тракторном заводе была проведена ра­ бота по освоению выплавки, определению механических

итехнологических свойств и производству деталей тер­ мических агрегатов из этой стали.

Технологические свойства исследовались на полупро­ мышленных плавках в Базовой литейной лаборатории МТЗ. Особое внимание было уделено изучению литей­ ных технологических свойств, так как первое применение сталь нашла в качестве материала литых деталей. Опре­ делялись жидкотекучесть, заполняемость формы, усад­ ка, трещиноустойчивость и некоторые другие свойства в зависимости от химического состава и условий выплавки стали (температуры выпуска, заливки, состава шихты и футеровки печи). В зависимости от этих параметров исследовались также механические свойства.

Жидкотекучесть и заполняемость формы определя­ лись путем заливки спирали в сырую земляную форму. За меру жидкотекучести принималась общая длина залитой спирали в миллиметрах, а за меру заполняемо­ сти— суммарная длина отрезков спирали, у которых жидкий металл полностью заполнял углы формы, выра­ женная в процентах от общей длины залитой спирали.

Одной из наиболее важных характеристик материа­ ла, из которого изготавливаются сложные детали мето­ дом литья, является трещиноустойчивость, т. е. сопротнв-

ленце возникающим в процессе кристаллизации п охлаж­ дения напряжениям. Возникающие п материале напря­ жения зависят, как известно, от модуля его упругости и коэффициента линейного расширения.

Чем выше теплопроводность, ниже значение модуля упругости и коэффициента линейного расширения, тем лучше трещпноустойчпвость. Поэтому при разработке литейных сплавов следует уделять серьезное внимание исследованию этих характеристик и линейной усадки материала. Следует учитывать также пластические свойства материала. Для характеристики трещиноустойчивостп сплавов используются обычно упрощенные тех­ нологические пробы, которые дают вполне удовлетво­ рительные результаты, особенно при сравнительных испытаниях.

Для определения линейной усадки и трещиноустойчпвостн в настоящей работе использовалась комплексная проба Купцова—Нехендзи. [62] объемом 310 см3, заливаемая в металлический кокиль (рис. 19, а). Ко­ киль подогревался пламенем газовой горелки до темпе­

свободным концом п кромкой канала, образуется усадоч­ ный зазор (ALyc), величина которого позволяет опреде­ лять линейную усадку прутка из залитого сплава. Отно­

сительная величина линейной усадки е трассчитывается по формуле

А Ь . шо %,

и

где Lo начальная длина прутка, равная длине верти­ кального канала от центра места ответвления U-образ­ ного канала до нижнеи кромки его основной линии,

G6